JPH0579726B2 - - Google Patents
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- JPH0579726B2 JPH0579726B2 JP62316697A JP31669787A JPH0579726B2 JP H0579726 B2 JPH0579726 B2 JP H0579726B2 JP 62316697 A JP62316697 A JP 62316697A JP 31669787 A JP31669787 A JP 31669787A JP H0579726 B2 JPH0579726 B2 JP H0579726B2
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-
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Description
産業上の利用分野
本発明は、プレス成形、冷間鍛造、切削加工等
の冷間加工段階では、冷間加工性にすぐれる熱延
鋼板を用いながら、加工後には、時効処理によつ
て、引張強さを80Kgｆ／mm2（硬さHRc22相当）
以上の高強度とした捩り強度及び耐へたり性にす
ぐれる自動車用高強度部品の製造方法に関する。 従来の技術 オートマチツク・トランスミツシヨン（AT）
部品やプレート・キヤリヤ等を含む種々の自動車
用駆動伝達部品は、従来、熱間鍛造、鋳造、焼結
等の方法によつて製造されている。しかし、近
年、自動車の軽量化、素材コストの低下、安全性
の向上等を目的として、プレス成形後に軟窒化処
理したり、或いはプレス成形後に熱処理して、高
強度材とする方法によつて製造されるようになり
つつある。特に、上記AT部品のプレート・キヤ
リヤ等の強度部材は、最終的に高強度を有するこ
とが重要な要求特性となつている。 このような方法による高強度部品の製造におい
ては、用いる素材は、２〜６mm程度の比較的厚い
板材を用いる必要があり、通常、プレス用素材と
しては熱延鋼板が使用される。 従来は、この素材熱延鋼板として、最終部品製
品と同等の強度を有する高強度熱延鋼板の使用が
検討されたが、高強度熱延鋼板は、プレス成形性
に劣り、プレス工具等の摩耗が著しいので、商業
生産に用いるための素材としては不適当である。 そこで、軟鋼を用いて部品に成形加工後、浸
炭、浸窒、軟窒化処理等を施し、表面のみに所定
の強度と硬さを具備させる方法も実用化されてい
る。しかし、このような方法によれば、得られる
部品が内部の強度において十分でないために、剛
性が低いうえに、特に、捩り強度と耐へたり性が
低い。このような欠点を補なうためには、板厚を
増大したり、表面硬化処理の負担を大きくせざる
をえなくなり、所期の目的に反することとなる。 一方、これらの問題を解決するために、比較的
低強度のSC鋼を部品に成形後、熱処理（焼入焼
戻し）する方法が検討されている。しかし、この
方法でも、熱処理温度として850℃以上の相当の
高温を必要とするので、熱処理後の形状変形によ
る手直しや、熱処理費用の追加等、製造費用の高
騰が不可避である。 他方、加工によつて、素材より強度を上昇させ
た鋼材の製造方法としては、例えば、特公昭51−
05616号公報及び特公昭57−17049号公報等に記載
されているが、これらにおいては、加工後の引張
強さが80Kgｆ／mm2未満であつて、低強度にとどま
つている。 発明が解決しようとする問題点 本発明者らは、高強度部品、特に、自動車用駆
動伝達部品の製造における上記した従来の方法に
おける問題を解決するために鋭意研究した結果、
鋼の化学成分を適切に選択すると共に、その製造
と加工の条件を適正に選択することによつて、冷
間加工段階では成形性を確保し、加工後には、所
定の高強度を達成し、特に、捩り強度と耐へたり
性にすぐれる部品を製造することができることを
見出して、本発明に至つたものである。 即ち、本発明は、引張強さ65Kgｆ／mm2以下であ
つて、成形性にすぐれる素材熱延鋼板を用いて、
従来、知られている金属学的な強度上昇方法とは
本質的に異なる方法によつて、加工後の最終段階
では80Kgｆ／mm2以上の引張強度を有する自動車用
高強度部品の製造方法を提供することを目的とす
る。 問題点を解決するための手段 本発明による捩り強度及び耐へたり性にすぐれ
る自動車用高強度部品の製造方法は、重量％にて Ｃ 0.01〜0.15％、 Si 0.05〜0.50％、 Mn 0.20〜1.0％、 Al 0.01〜0.1％、 Cu 0.3〜2.0％、 Ni 0.1〜2.0％、 Nb 0.015〜0.1％、 Ca 0.0005〜0.0050％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を1100〜
1250℃の範囲の温度に加熱し、熱延後350〜500℃
の温度で巻取つて得られた引張強さ65Kgｆ／mm2以
下の熱延鋼板を素材とし、これに15％以上の加工
歪が加わる冷間成形を行ない、次いで、400〜550
℃の温度で0.5〜３時間加熱することにより、引
張強さ80Kgｆ／mm2以上を有せしめることを特徴と
する。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 Ｃは、鋼板の強度を高めるために有効な元素で
あり、本発明に従つて、自動車用鋼材としては、
プレス成形性、溶接性、剛性の見地から、0.01〜
0.15％の範囲で添加することが必要である。添加
量が0.01％未満では、所要の強度を確保すること
ができず、他方、0.15％をよりも多いときは、延
性の低下を招いて、冷間加工性を損なうと共に、
スポツト溶接性等を阻害する。 Siは、製鋼時の脱酸に必要な元素であると共
に、固溶化による鋼の強度向上に必要であつて、
0.05〜0.50％の範囲の添加を必要とする。添加量
が0.05％未満では、脱酸が不十分であるために、
清浄な鋼を得ることができない。しかし、0.50％
を越えて添加するときは、冷間加工性が低下した
り、或いは熱間圧延時に所謂Si赤スケールが発生
しやすくなり、鋼板表面性状の劣化に起因する切
欠効果が大きくなるので、延性が低下する。 Mnは、焼入れ性を向上させ、強度を高める基
本元素であり、同時に、熱間圧延時のＳによる熱
間脆性を防止する元素として必要であつて、添加
量は0.20〜1.0％の範囲である。添加量が0.20％未
満のときは、高強度鋼としての強度が不足する
が、しかし、1.0％を越えるときは、強度が高く
なりすぎ、また、製造時のMnの偏析増大に伴つ
て、冷間加工性が低下するので好ましくない。 Alは、脱酸元素として、少なくとも0.01％の添
加が必要である。しかし、0.1％を越えて過多に
添加するときは、介在物の増加をもたらすので、
添加量は0.1％以下とする。 Cuは、時効硬化性を高める基本元素であ、本
発明に従つて、後述する熱間加工条件と組合せ
て、素材熱延鋼板段階では比較的軟かく、冷間加
工及び時効処理後に高強度を得るために必須の元
素である。本発明において用いる鋼は、Cuを0.3
〜2.0％の範囲で含有する。添加量が0.3％より少
ないときは、最終製品段階にて目的とする十分な
強度を得ることができない。しかし、添加量が
2.0％を越えるときは、冷間加工性を阻害するこ
とがあり、また、熱間加工時に熱間脆性を生ず
る。 Niは、強度を高め、銅の熱間脆性を防止する
元素として有効であり、0.1〜2.0％の範囲で添加
される。添加量が0.1％未満では熱間脆性を防止
することができない。しかし、2.0％を越えると
きは、素材の強度が高くなつて、冷間加工性が低
下する。 Nbは、熱間圧延条件との組合わせによつて、
時効処理後の強度を高めるために、銅と共に有効
な元素であり、添加量は、0.015〜0.1％の範囲で
ある。添加量が0.015％未満のときは、時効処理
後に十分な強度を得ることができず、他方、0.1
％を越えて過多に添加するときはは、素材段階で
の強度が高くなりすぎる結果、冷間加工性が低下
する。 Caは、硫化物を展伸状から球状にする形態制
御を通じて、機械的異方性を小さくし、延性及び
靭性を改善する効果を有する。かかる効果を有効
に得るためには、0.0005％以上の添加が必要であ
る。しかし、添加量が0.0050％を越えるときは、
鋼中非金属介在物の増大を招き、却つて延性、靭
性が低下する。 本発明においては、上記した以外の化学成分
は、鉄及び不可避的不純物からなるが、すぐれた
冷間加工性を保持するためには、上述した以外の
元素、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎ等は、冷間加工性に有害で
あるので、可及的に低いのが望ましい。 上記した成分を有する鋼の溶製は、通常の製鋼
法によることができ、また、スラブの製造も、造
塊、分塊圧延又は連続鍛造のいずれによつてもよ
い。 本発明の方法は、上記した化学成分を有する鋼
を1100〜1250℃の範囲の温度に加熱し、熱延後
350〜500℃の範囲の温度で巻取つて、通常、引張
強さが45〜65Kgｆ／mm2の範囲にある熱延鋼板を得
た後、これに２次加工として、15％以上の加工歪
が加わる冷間成形を施し、更に、400〜550℃の範
囲の温度にて0.5〜３時間加熱することによつて、
最終的に引張強さ80Kgｆ／mm2（HRc硬さ22相当）
以上を有せしめるものである。かかる本発明の方
法によれば、通常、最終製品段階で引張強さ80〜
100Kgｆ／mm2を得ることができる。 本発明の方法において、先ず、スラブ加熱温度
は、通常の圧延の場合と同様に、1100〜1250℃の
範囲である。本発明の方法において用いるスラブ
は、Ni、Nb等の含有量が多いので、その加熱温
度が1100℃よりも低い場合は、通常の連続式熱間
圧延機による圧延が困難である。他方、加熱温度
が1250℃を越えるときは、本発明の方法において
用いる鋼がNiを含有するにもかわらず、Cu添加
鋼特有の熱間脆性があらわれるからである。 本発明の方法においては、熱間圧延の条件は、
特に、限定されるものではないが、熱間圧延後の
コイル巻取温度は、350〜500℃の範囲に限定され
る。 本発明に従う下記化学成分 Ｃ 0.05％、 Si 0.20％、 Mn 0.49％、 Al 0.038％、 Cu 1.02％、 Ni 1.00％、 Nb 0.058％、及び Ca 0.0018％ を有する鋼スラブの加熱温度を1200℃としたと
き、引張特性に及ぼす巻取温度の影響を第１図に
示す。引張強さは、巻取温度350〜500℃の範囲
で、65Kgｆ／mm2以下の低い値を示す。 次に、本発明の方法においては、上記のように
して得た熱延鋼板に２次加工を施す。第２図及び
第３図に示されるように、400℃で巻取つた上記
熱延鋼板は、これに15％以上の冷間加工を加え、
400〜550℃で0.5〜３時間加熱することによつて、
引張強さ80Kgｆ／mm2以上を有する。冷間加工率が
15％未満では、引張強さ80Kgｆ／mm2以上を確保す
ることができない。また、加熱温度についても、
第２図に示されるように、400℃より低いときも、
550℃を越えるときも、いずれも引張強さ80Kg
ｆ／mm2以上を得ることができない。 次に、加熱時間、即ち、時効処理時間について
は、第３図に示されるように、0.5時間未満では、
引張強さ80Kgｆ／mm2以上を達成できない。他方、
３時間以上の場合は、引張強さ80Kgｆ／mm2を確保
することはできても、経済性が低下するので、本
発明の方法においては、加熱時間は３時間以下と
する。 尚、本発明の方法においては、上記時効処理の
ための加熱は、軟窒化処理のための加熱等にて代
替えしてもよい。 発明の効果 以上のように、本発明の方法によれば、鋼の化
学成分を適切に選択して、特に、Cu、Ni及びNb
を複合添加してなる成形性にすぐれる比較的低強
度の熱延鋼板を素材とし、これに所定の冷間加工
及び熱処理を施すことによつて、所定の部品に加
工した後は、引張強さ80Kgｆ／mm2以上であつて、
特に、捩り強度と耐へたり性にすぐれる部品を製
造することができる。 実施例 以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本
発明はこれら実施例により何ら限定されるもので
はない。 第１表に示すように、本発明に従う成分を有す
る本発明鋼１〜５及び本発明に従う成分をもたな
い比較鋼６〜８を第２表に示す条件にて4.5mm厚
の冷間加工段階では、冷間加工性にすぐれる熱延
鋼板を用いながら、加工後には、時効処理によつ
て、引張強さを80Kgｆ／mm2（硬さHRc22相当）
以上の高強度とした捩り強度及び耐へたり性にす
ぐれる自動車用高強度部品の製造方法に関する。 従来の技術 オートマチツク・トランスミツシヨン（AT）
部品やプレート・キヤリヤ等を含む種々の自動車
用駆動伝達部品は、従来、熱間鍛造、鋳造、焼結
等の方法によつて製造されている。しかし、近
年、自動車の軽量化、素材コストの低下、安全性
の向上等を目的として、プレス成形後に軟窒化処
理したり、或いはプレス成形後に熱処理して、高
強度材とする方法によつて製造されるようになり
つつある。特に、上記AT部品のプレート・キヤ
リヤ等の強度部材は、最終的に高強度を有するこ
とが重要な要求特性となつている。 このような方法による高強度部品の製造におい
ては、用いる素材は、２〜６mm程度の比較的厚い
板材を用いる必要があり、通常、プレス用素材と
しては熱延鋼板が使用される。 従来は、この素材熱延鋼板として、最終部品製
品と同等の強度を有する高強度熱延鋼板の使用が
検討されたが、高強度熱延鋼板は、プレス成形性
に劣り、プレス工具等の摩耗が著しいので、商業
生産に用いるための素材としては不適当である。 そこで、軟鋼を用いて部品に成形加工後、浸
炭、浸窒、軟窒化処理等を施し、表面のみに所定
の強度と硬さを具備させる方法も実用化されてい
る。しかし、このような方法によれば、得られる
部品が内部の強度において十分でないために、剛
性が低いうえに、特に、捩り強度と耐へたり性が
低い。このような欠点を補なうためには、板厚を
増大したり、表面硬化処理の負担を大きくせざる
をえなくなり、所期の目的に反することとなる。 一方、これらの問題を解決するために、比較的
低強度のSC鋼を部品に成形後、熱処理（焼入焼
戻し）する方法が検討されている。しかし、この
方法でも、熱処理温度として850℃以上の相当の
高温を必要とするので、熱処理後の形状変形によ
る手直しや、熱処理費用の追加等、製造費用の高
騰が不可避である。 他方、加工によつて、素材より強度を上昇させ
た鋼材の製造方法としては、例えば、特公昭51−
05616号公報及び特公昭57−17049号公報等に記載
されているが、これらにおいては、加工後の引張
強さが80Kgｆ／mm2未満であつて、低強度にとどま
つている。 発明が解決しようとする問題点 本発明者らは、高強度部品、特に、自動車用駆
動伝達部品の製造における上記した従来の方法に
おける問題を解決するために鋭意研究した結果、
鋼の化学成分を適切に選択すると共に、その製造
と加工の条件を適正に選択することによつて、冷
間加工段階では成形性を確保し、加工後には、所
定の高強度を達成し、特に、捩り強度と耐へたり
性にすぐれる部品を製造することができることを
見出して、本発明に至つたものである。 即ち、本発明は、引張強さ65Kgｆ／mm2以下であ
つて、成形性にすぐれる素材熱延鋼板を用いて、
従来、知られている金属学的な強度上昇方法とは
本質的に異なる方法によつて、加工後の最終段階
では80Kgｆ／mm2以上の引張強度を有する自動車用
高強度部品の製造方法を提供することを目的とす
る。 問題点を解決するための手段 本発明による捩り強度及び耐へたり性にすぐれ
る自動車用高強度部品の製造方法は、重量％にて Ｃ 0.01〜0.15％、 Si 0.05〜0.50％、 Mn 0.20〜1.0％、 Al 0.01〜0.1％、 Cu 0.3〜2.0％、 Ni 0.1〜2.0％、 Nb 0.015〜0.1％、 Ca 0.0005〜0.0050％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を1100〜
1250℃の範囲の温度に加熱し、熱延後350〜500℃
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下の熱延鋼板を素材とし、これに15％以上の加工
歪が加わる冷間成形を行ない、次いで、400〜550
℃の温度で0.5〜３時間加熱することにより、引
張強さ80Kgｆ／mm2以上を有せしめることを特徴と
する。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 Ｃは、鋼板の強度を高めるために有効な元素で
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量が0.01％未満では、所要の強度を確保すること
ができず、他方、0.15％をよりも多いときは、延
性の低下を招いて、冷間加工性を損なうと共に、
スポツト溶接性等を阻害する。 Siは、製鋼時の脱酸に必要な元素であると共
に、固溶化による鋼の強度向上に必要であつて、
0.05〜0.50％の範囲の添加を必要とする。添加量
が0.05％未満では、脱酸が不十分であるために、
清浄な鋼を得ることができない。しかし、0.50％
を越えて添加するときは、冷間加工性が低下した
り、或いは熱間圧延時に所謂Si赤スケールが発生
しやすくなり、鋼板表面性状の劣化に起因する切
欠効果が大きくなるので、延性が低下する。 Mnは、焼入れ性を向上させ、強度を高める基
本元素であり、同時に、熱間圧延時のＳによる熱
間脆性を防止する元素として必要であつて、添加
量は0.20〜1.0％の範囲である。添加量が0.20％未
満のときは、高強度鋼としての強度が不足する
が、しかし、1.0％を越えるときは、強度が高く
なりすぎ、また、製造時のMnの偏析増大に伴つ
て、冷間加工性が低下するので好ましくない。 Alは、脱酸元素として、少なくとも0.01％の添
加が必要である。しかし、0.1％を越えて過多に
添加するときは、介在物の増加をもたらすので、
添加量は0.1％以下とする。 Cuは、時効硬化性を高める基本元素であ、本
発明に従つて、後述する熱間加工条件と組合せ
て、素材熱延鋼板段階では比較的軟かく、冷間加
工及び時効処理後に高強度を得るために必須の元
素である。本発明において用いる鋼は、Cuを0.3
〜2.0％の範囲で含有する。添加量が0.3％より少
ないときは、最終製品段階にて目的とする十分な
強度を得ることができない。しかし、添加量が
2.0％を越えるときは、冷間加工性を阻害するこ
とがあり、また、熱間加工時に熱間脆性を生ず
る。 Niは、強度を高め、銅の熱間脆性を防止する
元素として有効であり、0.1〜2.0％の範囲で添加
される。添加量が0.1％未満では熱間脆性を防止
することができない。しかし、2.0％を越えると
きは、素材の強度が高くなつて、冷間加工性が低
下する。 Nbは、熱間圧延条件との組合わせによつて、
時効処理後の強度を高めるために、銅と共に有効
な元素であり、添加量は、0.015〜0.1％の範囲で
ある。添加量が0.015％未満のときは、時効処理
後に十分な強度を得ることができず、他方、0.1
％を越えて過多に添加するときはは、素材段階で
の強度が高くなりすぎる結果、冷間加工性が低下
する。 Caは、硫化物を展伸状から球状にする形態制
御を通じて、機械的異方性を小さくし、延性及び
靭性を改善する効果を有する。かかる効果を有効
に得るためには、0.0005％以上の添加が必要であ
る。しかし、添加量が0.0050％を越えるときは、
鋼中非金属介在物の増大を招き、却つて延性、靭
性が低下する。 本発明においては、上記した以外の化学成分
は、鉄及び不可避的不純物からなるが、すぐれた
冷間加工性を保持するためには、上述した以外の
元素、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎ等は、冷間加工性に有害で
あるので、可及的に低いのが望ましい。 上記した成分を有する鋼の溶製は、通常の製鋼
法によることができ、また、スラブの製造も、造
塊、分塊圧延又は連続鍛造のいずれによつてもよ
い。 本発明の方法は、上記した化学成分を有する鋼
を1100〜1250℃の範囲の温度に加熱し、熱延後
350〜500℃の範囲の温度で巻取つて、通常、引張
強さが45〜65Kgｆ／mm2の範囲にある熱延鋼板を得
た後、これに２次加工として、15％以上の加工歪
が加わる冷間成形を施し、更に、400〜550℃の範
囲の温度にて0.5〜３時間加熱することによつて、
最終的に引張強さ80Kgｆ／mm2（HRc硬さ22相当）
以上を有せしめるものである。かかる本発明の方
法によれば、通常、最終製品段階で引張強さ80〜
100Kgｆ／mm2を得ることができる。 本発明の方法において、先ず、スラブ加熱温度
は、通常の圧延の場合と同様に、1100〜1250℃の
範囲である。本発明の方法において用いるスラブ
は、Ni、Nb等の含有量が多いので、その加熱温
度が1100℃よりも低い場合は、通常の連続式熱間
圧延機による圧延が困難である。他方、加熱温度
が1250℃を越えるときは、本発明の方法において
用いる鋼がNiを含有するにもかわらず、Cu添加
鋼特有の熱間脆性があらわれるからである。 本発明の方法においては、熱間圧延の条件は、
特に、限定されるものではないが、熱間圧延後の
コイル巻取温度は、350〜500℃の範囲に限定され
る。 本発明に従う下記化学成分 Ｃ 0.05％、 Si 0.20％、 Mn 0.49％、 Al 0.038％、 Cu 1.02％、 Ni 1.00％、 Nb 0.058％、及び Ca 0.0018％ を有する鋼スラブの加熱温度を1200℃としたと
き、引張特性に及ぼす巻取温度の影響を第１図に
示す。引張強さは、巻取温度350〜500℃の範囲
で、65Kgｆ／mm2以下の低い値を示す。 次に、本発明の方法においては、上記のように
して得た熱延鋼板に２次加工を施す。第２図及び
第３図に示されるように、400℃で巻取つた上記
熱延鋼板は、これに15％以上の冷間加工を加え、
400〜550℃で0.5〜３時間加熱することによつて、
引張強さ80Kgｆ／mm2以上を有する。冷間加工率が
15％未満では、引張強さ80Kgｆ／mm2以上を確保す
ることができない。また、加熱温度についても、
第２図に示されるように、400℃より低いときも、
550℃を越えるときも、いずれも引張強さ80Kg
ｆ／mm2以上を得ることができない。 次に、加熱時間、即ち、時効処理時間について
は、第３図に示されるように、0.5時間未満では、
引張強さ80Kgｆ／mm2以上を達成できない。他方、
３時間以上の場合は、引張強さ80Kgｆ／mm2を確保
することはできても、経済性が低下するので、本
発明の方法においては、加熱時間は３時間以下と
する。 尚、本発明の方法においては、上記時効処理の
ための加熱は、軟窒化処理のための加熱等にて代
替えしてもよい。 発明の効果 以上のように、本発明の方法によれば、鋼の化
学成分を適切に選択して、特に、Cu、Ni及びNb
を複合添加してなる成形性にすぐれる比較的低強
度の熱延鋼板を素材とし、これに所定の冷間加工
及び熱処理を施すことによつて、所定の部品に加
工した後は、引張強さ80Kgｆ／mm2以上であつて、
特に、捩り強度と耐へたり性にすぐれる部品を製
造することができる。 実施例 以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本
発明はこれら実施例により何ら限定されるもので
はない。 第１表に示すように、本発明に従う成分を有す
る本発明鋼１〜５及び本発明に従う成分をもたな
い比較鋼６〜８を第２表に示す条件にて4.5mm厚
【表】
【表】
【表】
に熱間圧延し、得られた熱延鋼板に第２表に示す
冷間加工歪みを与えて、オートマチツク部品の一
つであるプレートキヤリヤフロントに成形した。
次いで、これに第２表に示す条件にて時効処理を
施した後、引張試験及び捩り試験に供した。冷間
成形性と共に、その結果を第２表に示す。冷間成
形性の評価において、〇はすぐれる、×は劣るを
示す。 捩り試験は、第４図に示すように、ボルト固定
した供試品１のスプライン穴２に捩り試験機に取
付けたスプライン・シヤフト３を噛み合わせて、
トルクを負荷した。評価方法としては、静的捩り
試験と耐久捩り試験によつた。 静的捩り試験 一方向に静的な捩りトルクを負荷し、破断に至
るまでのトルク−角度曲線から最大発生トルクを
求め、300Kg・ｍ以上であるときを合格（〇）と
し、300Kg・ｍ未満であるときを不合格（×）と
した。 耐久捩り試験 ５Hzの振動数にて75Kg・ｍのトルクを10万回加
え、試験の前後にスプライン溝の幅ｂを測定し、
その変化量Δbが10μｍ未満のときを合格（〇）と
し、10μｍ以上のときを不合格（×）とした。 結果を第２表に示す。本発明によれば、素材熱
延鋼板段階においては、冷間成形性にすぐれ、最
終製品段階では、引張強さ80Kgｆ／mm2以上であつ
て、捩り強度及び耐へたり性にすぐれる特性を得
ることができる。これに対して、比較例によれ
ば、成形性、引張強さ、捩り強度、耐へたり性い
ずれもがが劣化している。
冷間加工歪みを与えて、オートマチツク部品の一
つであるプレートキヤリヤフロントに成形した。
次いで、これに第２表に示す条件にて時効処理を
施した後、引張試験及び捩り試験に供した。冷間
成形性と共に、その結果を第２表に示す。冷間成
形性の評価において、〇はすぐれる、×は劣るを
示す。 捩り試験は、第４図に示すように、ボルト固定
した供試品１のスプライン穴２に捩り試験機に取
付けたスプライン・シヤフト３を噛み合わせて、
トルクを負荷した。評価方法としては、静的捩り
試験と耐久捩り試験によつた。 静的捩り試験 一方向に静的な捩りトルクを負荷し、破断に至
るまでのトルク−角度曲線から最大発生トルクを
求め、300Kg・ｍ以上であるときを合格（〇）と
し、300Kg・ｍ未満であるときを不合格（×）と
した。 耐久捩り試験 ５Hzの振動数にて75Kg・ｍのトルクを10万回加
え、試験の前後にスプライン溝の幅ｂを測定し、
その変化量Δbが10μｍ未満のときを合格（〇）と
し、10μｍ以上のときを不合格（×）とした。 結果を第２表に示す。本発明によれば、素材熱
延鋼板段階においては、冷間成形性にすぐれ、最
終製品段階では、引張強さ80Kgｆ／mm2以上であつ
て、捩り強度及び耐へたり性にすぐれる特性を得
ることができる。これに対して、比較例によれ
ば、成形性、引張強さ、捩り強度、耐へたり性い
ずれもがが劣化している。
第１図は、本発明鋼において、巻取温度と得ら
れた熱延鋼板の引張強さとの関係を示すグラフ、
第２図は、冷間加工率と引張強さとの関係を示す
グラフ、第３図は、時効処理時間と引張強さとの
関係を示すグラフ、第４図は、捩り試験の方法を
説明するための図である。
れた熱延鋼板の引張強さとの関係を示すグラフ、
第２図は、冷間加工率と引張強さとの関係を示す
グラフ、第３図は、時効処理時間と引張強さとの
関係を示すグラフ、第４図は、捩り試験の方法を
説明するための図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％にて Ｃ 0.01〜0.15％、 Si 0.05〜0.50％、 Mn 0.20〜1.0％、 Al 0.01〜0.1％、 Cu 0.3〜2.0％、 Ni 0.1〜2.0％、 Nb 0.015〜0.1％、 Ca 0.0005〜0.0050％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を1100〜
1250℃の範囲の温度に加熱し、熱延後350〜500℃
の温度で巻取つて得られた引張強さ65Kgｆ／mm2以
下の熱延鋼板を素材とし、これに15％以上の加工
歪が加わる冷間成形を行ない、次いで、400〜550
℃の温度で0.5〜３時間加熱することにより、引
張強さ80Kgｆ／mm2以上を有せしめることを特徴と
する捩り強度及び耐へたり性にすぐれる自動車用
高強度部品の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62316697A JPH01156418A (ja) | 1987-12-14 | 1987-12-14 | 自動車用高強度駆動伝達部品の製造方法 |
| US07/540,127 US5098489A (en) | 1987-12-14 | 1990-06-19 | Process for manufacturing high-strength parts of an automobile transmission system |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62316697A JPH01156418A (ja) | 1987-12-14 | 1987-12-14 | 自動車用高強度駆動伝達部品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01156418A JPH01156418A (ja) | 1989-06-20 |
| JPH0579726B2 true JPH0579726B2 (ja) | 1993-11-04 |
Family
ID=18079893
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62316697A Granted JPH01156418A (ja) | 1987-12-14 | 1987-12-14 | 自動車用高強度駆動伝達部品の製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5098489A (ja) |
| JP (1) | JPH01156418A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CH687879A5 (de) * | 1993-12-01 | 1997-03-14 | Met Cnam Paris Max Willy Tisch | Armierungs-, Maschinen-, Apparate- und Metallbaustaehle in Feinkornguete mit stabiler Korrosionsschutzschicht. |
| FR2834722B1 (fr) * | 2002-01-14 | 2004-12-24 | Usinor | Procede de fabrication d'un produit siderurgique en acier au carbone riche en cuivre, et produit siderurgique ainsi obtenu |
| JP3899018B2 (ja) * | 2002-11-29 | 2007-03-28 | 東洋鋼鈑株式会社 | ガスケット用材料、その製造方法およびガスケット |
| DE102015106780A1 (de) * | 2015-04-30 | 2016-11-03 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zur Erzeugung eines Warm- oder Kaltbandes aus einem Stahl mit erhöhtem Kupfergehalt |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3947293A (en) * | 1972-01-31 | 1976-03-30 | Nippon Steel Corporation | Method for producing high-strength cold rolled steel sheet |
| JPS6026809B2 (ja) * | 1980-08-12 | 1985-06-26 | 川崎製鉄株式会社 | 低温靭性にすぐれた高張力鋼管の製造方法 |
-
1987
- 1987-12-14 JP JP62316697A patent/JPH01156418A/ja active Granted
-
1990
- 1990-06-19 US US07/540,127 patent/US5098489A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5098489A (en) | 1992-03-24 |
| JPH01156418A (ja) | 1989-06-20 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |